CC BY
0
УДК 539.52
Влияние структурно-фазового состояния на деформационное поведение и механические свойства титанового сплава ВТ22 в интервале температур 293-823 K
Г.П. Грабовецкая1, И.П. Мишин1, Е.В. Найденкин1, И.В. Раточка1,
2 11 Е.Н. Степанова , О.В. Забудченко , О.Н. Лыкова
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
Исследовано влияние термомеханических обработок, включающих деформацию радиально-сдвиговой прокаткой или интенсивную пластическую деформацию сжатием со сменой оси деформации и последующее старение при температуре 773 K, на структурно-фазовое состояние, деформационное поведение и механические свойства промышленного титанового сплава переходного класса ВТ22 (Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe). Структура сплава после радиально-сдвиговой прокатки и последующего старения состоит из в превращенных зерен с пластинчатой (а + в)-структурой и частиц первичной а-фазы. В результате обработки интенсивной пластической деформацией с последующим старением в сплаве ВТ22 формируется зеренно-субзеренная (а + в)-структура, средний размер элементов которой составляет 0.23 мкм. Установлено, что после указанных термомеханических обработок прочностные характеристики сплава при комнатной температуре увеличиваются на ~40 % по сравнению с исходным промышленным сплавом. Сплав после радиально-сдвиговой прокатки и последующего старения сохраняет повышенные на 40-20 % прочностные характеристики в интервале температур 293-823 K. Прочностные характеристики сплава, обработанного интенсивной пластической деформацией с последующим старением, становятся ниже прочностных характеристик исходного промышленного сплава уже при температуре 773 K. Анализ параметров ползучести при температуре 743 K показал, что деформация ползучести сплава в состоянии после радиально-сдвиговой прокатки и последующего старения осуществляется движением дислокаций (скольжение + переползание). В деформацию ползучести сплава в состоянии после интенсивной пластической деформации и последующего старения существенный вклад вносит зернограничное скольжение.
Ключевые слова: титановый сплав, термомеханическая обработка, деформационное поведение, ползучесть
DOI 10.55652/1683-805X_2024_27_1_117-129
Effect of structural-phase state on the deformation behavior and mechanical properties of near p titanium alloy VT22 in the temperature range 293-823 K
G.P. Grabovetskaya1, I.P. Mishin1, E.V. Naydenkin1, I.V. Ratochka1, E.N. Stepanova2, O.V. Zabudchenko1, and O.N. Lykova1
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
This paper investigates the effect of thermomechanical treatments, including deformation by radial shear rolling or severe plastic deformation by abc pressing with subsequent aging at 773 K, on the structural-phase state, deformation behavior and mechanical properties of commercial near в titanium alloy VT22 (Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe). The structure of the alloy after radial shear rolling and subsequent aging consists of transformed в grains with a lamellar а + в structure and primary а-phase particles. Severe plastic deformation of the alloy followed by aging causes the formation of a grain-subgrain а + в structure with an average characteristic size of 0.23 ^m. It is found that after the thermomechanical treatments, the strength characteristics of the alloy at room temperature increase by ~40% compared to the as-received alloy. The alloy after radial shear rolling and aging retains a 40-20% higher strength in the temperature range of 293-823 K. The strength of the alloy after severe plastic deformation and aging becomes lower than that of the as-received alloy already at a temperature of 773 K. Analysis of creep parameters at 743 K shows that the creep deformation of the alloy in the state after radial shear rolling and aging occurs by the motion of dislocations (glide + climb). The creep deformation of the alloy in the state after severe plastic deformation and subsequent aging is largely contributed to by grain boundary sliding.
Keywords: titanium alloy, thermomechanical treatment, deformation behavior, creep
© Грабовецкая Г.П., Мишин И.П., Найденкин Е.В., Раточка И.В., Степанова Е.Н., Забудченко О.В., Лыкова О.Н., 2024
1. Введение
Титановые сплавы переходного класса, к которому относится сплав ВТ22, обладают высокой прочностью, коррозионной стойкостью и повышенным сопротивлением усталостному разрушению [1-6]. Эти сплавы находят все большее применение в аэрокосмической и автомобильной промышленности [7-10]. В частности, сплав ВТ22 используется для изготовления стоек шасси для некоторых типов самолетов, а также высоко-нагруженных деталей и конструкций, длительно работающих при температурах 623-673 К [8-10]. Сплав ВТ22 эффективно упрочняется в результате термической обработки, включающей закалку на воздухе из (а + Р)-области и последующее старение. Так, после закалки на воздухе от температур в интервале 973-1023 К и последующего старения при 723-823 К прочностные характеристики сплава ВТ22 при комнатной температуре могут достигать 1200-1300 МПа при сохранении удовлетворительной пластичности (деформация до разрушения 5-9 %) [11-13]. Поскольку требования к авиакосмической технике продолжают возрастать, существует необходимость дальнейшего повышения удельной прочности сплава ВТ22.
Классическим способом повышения удельной прочности титановых сплавов при заданной концентрации легирующих элементов является формирование различными методами интенсивной пластической деформации ультрамелкозернистой структуры с размером зерен 0.1-0.5 мкм [14-16]. Например, прочностные характеристики титанового сплава ВТ22 с такой структурой при комнатной температуре достигают 1500-1600 МПа при сохранении технологической пластичности [17]. Однако для формирования ультрамелкозернистой структуры в титановых сплавах методами интенсивной пластической деформации требуется достижение высоких истинных логарифмических степеней деформации (е ~ 7 и выше) [4, 5] и, следовательно, больших энергетических затрат. Поэтому в последнее время для измельчения структуры в титановых сплавах переходного класса кроме методов интенсивной пластической деформации используют термомеханические методы, сочетающие какой-либо вид деформации при температурах 923-1123 К и последующее старение в интервале температур ниже температуры рекристаллизации структуры (723-823 К) [18-23].
В работе [23] на примере титанового сплава ВТ22 было показано, что путем деформации ра-
диально-сдвиговой прокаткой до е ~ 1.8 при температурах 1123-1073 К и последующего старения при 723-823 К можно сформировать в титановых сплавах переходного класса зеренно-субзеренную структуру с субмикронным размером элементов. Формирование такой структуры позволяет повысить прочностные характеристики сплава ВТ22 при комнатной температуре до 1600-1700 МПа при деформации до разрушения 2-8 % [20, 23]. В то же время известно, что наличие малого зерна в структуре способствует активному развитию в металлических материалах скольжения по границам зерен уже при низких гомологических температурах (0.2-0.3)Тт (Тт — температура плавления) [24]. В результате этого механические свойства сплавов с ультрамелкозернистой структурой при повышенных температурах могут снижаться до уровня, соответствующего крупнозернистому состоянию. В настоящее время установлено, что развитие скольжения по границам зерен в сплавах определяется не только размером зерен, но и внутренней структурой зерен, соотношением фаз [24-27], а также сочетанием границ раздела разного типа в зернограничном ансамбле [28-31].
Исходя из этого, в работе проведены исследования влияния структурно-фазового состояния, полученного различными термомеханическими обработками, на деформационное поведение и механические свойства титанового сплава переходного класса ВТ22 в интервале температур 293-823 К ((0.15-0.42)Гт) в условиях растяжения и ползучести.
2. Материал и методы исследования
В качестве исходного материала для исследования использовали горячекатаные прутки промышленного титанового сплава ВТ22 диаметром 40 мм, изготовленные на ВСМПО-АВИСМА. Элементный состав сплава, соответствующий ГОСТ 19807-91, приведен в табл. 1 в мас. % (далее это сплав ВТ22 в состоянии 1).
Сплав ВТ22 в состоянии 1 был обработан двумя способами. Первый способ включал интенсивную пластическую деформацию и последующее старение при температуре 773 К, 5 ч на воздухе (далее это сплав в состоянии 2). Интенсивную пластическую деформацию сплава проводили способом, предложенным в [32], по схеме одноосного сжатия со сменой оси деформации и понижением температуры в интервале 1073-773 К. Деформирование сплава со скоростью ~10-3 с-1 было
Таблица 1. Химический состав промышленного сплава ВТ22
Ti Al V Mo Cr Fe Zr Si O C N H
Основа 4.74 5.04 5.57 0.81 0.98 0.3 0.15 0.18 0.1 0.05 0.015
проведено на воздухе в изотермических условиях с использованием пресса марки ИП-2000 (Россия) за пять циклов. Один цикл состоял из трех сжатий. После каждого сжатия заготовку охлаждали в воде. Деформация за одно сжатие составляла ~50 % (общая истинная логарифмическая деформация e ~ 7). Схема обработки первым способом представлена на рис. 1, а.
Второй способ сочетал радиально-сдвиговую прокатку с понижением температуры в интервале 1123-1023 K и последующее старение при температуре 773 K, 5 ч на воздухе (далее это сплав в состоянии 3) [23]. Деформацию радиально-сдвиго-вой прокаткой стержней сплава ВТ22 проводили с помощью министана винтовой прокатки марки 14-40 (Россия) на воздухе за четыре прохода. Степень обжатия стержня за каждый проход составляла ~14 % (общая истинная логарифмическая деформация e ~ 1.8). После каждого обжатия стержень охлаждали в воде. Схема обработки вторым способом представлена на рис. 1, б.
Структуру сплава исследовали с помощью оптического микроскопа AXI0VERT-200MAT (Zeiss, Германия), просвечивающего электронного микроскопа JEM-2100 (JE0L, Япония) и растрового электронного микроскопа Apreo 2S (Thermo Scientific, США).
Размер неравноосных зерен сплава в крупнозернистом состоянии определяли методом на
правленных секущих на металлографических изображениях шлифов, изготовленных вдоль и поперек оси прутка. Средний условный размер зерен сплава определяли подсчетом границ зерен, пересеченных секущими (ГОСТ 21073.3-75). Среднюю условную ширину пластин определяли на электронно-микроскопических темнопольных изображениях структуры методом хорд путем измерения ширины пластин на секущих, перпендикулярных длинной стороне пластин (ГОСТ 563982). Выборка составляла не менее 250 измерений. Средний условный размер элементов зеренно-субзеренной структуры определяли на электронно-микроскопических темнопольных изображениях методом хорд путем измерения отрезков пересечения элементов с направленными секущими. Выборка составляла не менее 250 измерений. Измерения во всех случаях проводили с достоверностью 90 % при ошибке 10 %.
Фазовый состав сплава, а также параметры и микроискажения кристаллических решеток фаз определяли с помощью дифрактометра 8Ытаё2и ХК0-6000 (8Ытаё2и, Япония) в излучении Си-Ка при напряжении 40 кВ с шагом 0.02°. Для расчета указанных параметров использовали комплекс программ PowderCell. Идентификацию фаз проводили путем наложения дифрактограмм а- и в-фаз титана, рассчитанных с использованием базы данных 1СББ РБР4+, на экспериментальную ди-
ß | а
a + ß
823 К 1 1073 К 'i 1 973Т Ii I 873 К \\\
ГттзкуЛ\\ 1 773 К, \ / 5 4 \
Закалка в воду*_ / Охлаждение \ / на воздухе \
ß [Ц
a + ß
/ 1123 К 1
/ 1023 К \ 1
I 773 К,\
/ 5 4 \
/ Охлаждение \
Закалка в волу \ / на воздухе \
Рис. 1. Схемы термомеханической обработки сплава ВТ22, включающей интенсивную пластическую деформацию и старение (а) и радиально-сдвиговую прокатку и старение (б)
фрактограмму. Объемное содержание фаз рассчитывали методом Ритвельда без учета и с учетом кристаллографических текстур <200> и <002> соответственно в р- и а-фазе. Учет кристаллографической текстуры изменял объемное содержание фаз не более чем на 2 %. Параметры решеток фаз определяли с точностью 0.00001 нм.
Плотность дислокаций определяли по ушире-нию дифракционных максимумов на их полувысоте на основе аппроксимации Коши. Точность определения уширения составляла 0.00001°. Для разделения вкладов областей когерентного рассеяния и микродеформации решетки в уширение дифракционных максимумов р-фазы титана использовали дифракционные максимумы плоскостей (110)р и (220)р. В первом приближении плотность хаотически расположенных в зерне дислокаций в ОЦК-решетке можно рассчитать по формуле [33]
Р = Й/(9Ь2), (1)
где ре = (р110 + р220)/2 — уширение дифракционных максимумов, обусловленное микродеформацией решетки; Ь — модуль вектора Бюргерса р-фазы титана (2.86 • 10-10 м [34]).
Для разделения вкладов областей когерентного рассеяния и микродеформации решетки в уши-рение дифракционных максимумов а-фазы титана были использованы дифракционные максимумы плоскостей (101)а и (110)а. Для расчета плотности хаотически расположенных в зерне дислокаций в ГПУ-решетке использовали формулу [35]
Р =
Ь
(2)
где ре = (р101 + р110)/2 — уширение дифракционных максимумов, обусловленное микродеформацией решетки; Ь — модуль вектора Бюргерса а-фазы титана (2.95 • 10-10 м [34]).
Испытания на растяжение и ползучесть проводили в вакууме 10-2 Па в универсальной установ-
-6'' - •
щшшШтШтт
ШШша
V щ-п
Рис. 2. Структура сплава ВТ22 в состоянии 1: а — металлографическое изображение структуры (продольное сечение); б-г — внутренняя структура зерен: растровая электронная микроскопия (б); просвечивающая электронная микроскопия (в, г): светлопольное изображение и соответствующая микродифракция (в), темнопольное изображение в рефлексе типа [101]а (г)
Рис. 3. Структура сплава ВТ22 в состоянии 2: светлопольное изображение (а); темнопольное изображение в рефлексе в рефлексе [101]а (б); соответствующая микродифракция (в). Просвечивающая электронная микроскопия
ке ПВ-3012М с автоматической записью кривой растяжения в координатах нагрузка-время. Эффект деформационного упрочнения сплава оценивали разницей значений пределов прочности и текучести. Образцы для испытания в виде двойной лопатки с размерами рабочей части 5 х 1.6 х 0.7 мм3 вырезали из заготовок электроискровым способом. Перед испытанием с поверхности образцов удаляли слой толщиной около 100 мкм механической шлифовкой и последующей электролитической полировкой. Растяжение образцов было проведено в интервале температур 293823 К с начальной скоростью 6.9 • 10-3 с-1. Испытания на ползучесть проводили при постоянной нагрузке в интервале скоростей 10-6-10-5 с-1 при температуре 743 К. Относительную деформацию образцов измеряли оптическим катетометром КМ-6 с точностью не хуже 0.1 %. Определение величины кажущейся энергии активации ползучести Qс осуществляли методом температурного скачка [36]. В процессе испытаний температуру изменяли на 10 и 15 К. Такое изменение температуры не может вызвать заметных изменений в структуре сплава, состаренного при температуре 773 К. Величину Qс рассчитывали по формуле [36]
Qc =
Я 1п(е 2/¿1)
(3)
1/ Т -1/ Т2 '
где ¿1 и ¿2 — скорости установившейся ползучести до и после изменения температуры соответственно; Я — газовая постоянная; Т1 и Т2 — абсолютные температуры.
3. Результаты исследования и обсуждение
Сплав ВТ22 в состоянии 1 является крупнозернистым со средним условным размером зерен в поперечном сечении прутка 49 ± 5 мкм и в продольном — 172 ± 17 мкм (рис. 2, а). В объеме зерен наблюдаются пакеты параллельных пластин (рис. 2, б-г). Средняя условная ширина пластин в пакетах составляет 134 ± 13 нм (среднеквадратичное отклонение 61 нм).
На рис. 3 представлено изображение структуры сплава ВТ22 в состоянии 2, полученное с помощью просвечивающей электронной микроскопии. На светлопольном (рис. 3, а) и темно-польном (рис. 3, б) изображениях видна однородная зеренно-субзеренная структура. В части элементов зеренно-субзеренной структуры видны пластины шириной ~10 нм. Присутствие на элект-ронограмме (рис. 3, в), снятой с площади 1.4 мкм2,
Рис. 4. Микроструктура сплава ВТ22 в состоянии 3: а — внутренняя структура зерен (растровая электронная микроскопия); б и в — просвечивающая электронная микроскопия мелких частиц первичной а-фазы: светлопольное изображение и соответствующая микродифракция (б), темнопольное изображение в рефлексе типа (110)а (в)
значительного количества рефлексов, равномерно расположенных по окружности, свидетельствует о наличии в единице объема сплава в состоянии 2 большого числа структурных элементов и существенной разориентации между ними. Средний условный размер элементов зеренно-субзеренной структуры сплава в состоянии 2 составляет 0.23 ± 0.02 мкм (среднеквадратичное отклонение 0.14 мкм).
На рис. 4 представлены изображения микроструктуры сплава ВТ22 в состоянии 3, получен-
- * .]'■• + . ' * * 4 * «
щ
I 41 ....
(112) р
/ю 0^Ч(.02)а
/ Л /.
К / ' \ Хч '
X /
о [111] Р || [020] а
Рис. 5. Изображение пластинчатой микроструктуры сплава ВТ22 в состоянии 3: а — светлопольное изображение; б — темнопольное изображение в рефлексе (112)р; в — соответствующая микродифракция. Просвечивающая электронная микроскопия
ные с помощью растровой и просвечивающей микроскопии. Видно, что в сплаве наблюдаются области с пластинчатой структурой и частицы первичной а-фазы разного размера.
Электронно-микроскопические исследования областей пластинчатой структуры сплава показали, что в пластинчатой структуре наблюдаются пакеты параллельных пластин. Ширина пластин в пакетах колеблется от 10 до 50 нм (рис. 5, а, б).
Рис. 6. Участки дифрактограмм сплава ВТ22: 1 — состояние 1; 2 — состояние 2; 3 — состояние 3
Расшифровка электронограммы пластинчатой структуры указывает на то, что пакеты параллельных пластин содержат а- и в-фазы титана (рис. 5, в).
Рентгеноструктурные исследования подтверждают, что после использованных термомеханических обработок сплав ВТ22 остается двухфазным и содержит а- и в-фазы титана (рис. 6).
Численные результаты рентгеноструктурного исследования сплава ВТ22 в различных структурных состояниях представлены в табл. 2. Из табл. 2 видно, что обработка интенсивной пластической деформацией и последующее старение при температуре 773 К, 5 ч практически не изменяют содержание в-фазы в сплаве по сравнению с
состоянием 1. В то же время наблюдается снижение плотности дислокаций и величины микроискажений кристаллических решеток а- и в-фаз. В результате радиально-сдвиговой прокатки в интервале температур 1123-1023 К объемная доля в-фазы в сплаве увеличивается до 84 ± 2 % [23]. Однако процесс последующего старения при температуре 773 К, 5 ч приводит к уменьшению объемной доли в-фазы в сплаве до 41 ± 2 %, что практически совпадает с содержанием в-фазы в сплаве в состоянии 1. При этом параметр решетки в-фазы сплава в состоянии 3 несколько больше, а отношение с/а а-фазы меньше соответствующих параметров сплава в состоянии 1. Это может быть связано с образованием в процессе старения а-фа-зы, обогащенной в стабилизирующими элементами [24, 37]. Плотность дислокаций и значения искажений кристаллических решеток а- и в-фаз в состояниях 1 и 3 близки.
На рис. 7 представлены типичные кривые растяжения в координатах напряжение-деформация сплава ВТ22 в различных состояниях при температурах 293 и 743 К.
Видно, что на кривых растяжения сплава ВТ22 в состояниях 1-3 (рис. 7, а) при температуре 293 К наблюдаются короткая стадия и низкий эффект деформационного упрочнения. Однородная деформация сплава во всех трех состояниях не превышает 2 %. На кривых растяжения сплава в состояниях 1 и 3 за короткой стадией упрочнения следует стадия слабопадающего напряжения. Деформация до разрушения 5 сплава в состояниях 1 и 3 составляет 8 и 4% соответственно. Кривая растяжения сплава ВТ22 в состоянии 2 при температуре 293 К имеет вид, типичный для металлических материалов с ультрамелкозернистой структурой, полученной методами интенсивной пластической деформации [15]. На этой кривой за короткой стадией упрочнения следует стадия падающего с высокой скоростью напряжения. Зна-
Таблица 2. Фазовый состав и параметры структуры сплава ВТ22 в различных структурных состояниях
Состояние сплава ВТ22 Доля фаз ± 2, % Параметр решетки в-фазы ± 0.00001, нм Плотность дислокаций в а-и в-фазах, м-2 Микроискажение решеток а- и в-фаз Отношение с/а решетки а-фазы
1 а = 60, в = 40 0.32101 7.5 • 1013 2.4 • 1013 1.1 • 10-3 2.0 • 10-3 1.596
2 а = 62, в = 38 0.32089 4.0 • 1013 6.5 • 1012 5.4 • 10-4 6.1 • 10-4 1.595
3 а = 59, в = 41 0.32133 1.2 • 1014 3.5 • 1013 1.3 • 10-3 2.7 • 10-3 1.594
Рис. 7. Кривые растяжения в координатах напряжение-деформация сплава ВТ22 при температурах 293 (а) и 743 К (б): 1 — состояние 1; 2 — состояние 2; 3 — состояние 3
чение 5 сплава в состоянии 2 при температуре 293 К не превышает 8 %. С повышением температуры испытания до 743 К на кривых растяжения сплава ВТ22 в состояниях 1-3 увеличиваются протяженность стадии и величина эффекта деформационного упрочнения (рис. 7, б). При этом наименьший эффект деформационного упрочнения, как и при комнатной температуре, наблюдается при растяжении сплава в состоянии 3.
В табл. 3 представлены значения предела текучести о0.2, предела прочности ав и 5 сплава ВТ22 в различных структурных состояниях при температурах 293, 743 и 823 К. Видно, что обе используемые термомеханические обработки приводят к повышению прочностных характеристик сплава при комнатной температуре на ~40 % по сравнению с состоянием 1. При этом наиболее высокие прочностные характеристики соответствуют сплаву ВТ22 в состоянии 2. Величина 5 сплава в состоянии 2 практически совпадает с соответствующим значением для сплава в состоянии 1. В то же время величина 5 сплава в состоянии 3 уменьшается в 2 раза по сравнению с соответствующим значением для сплава в состоянии 1. С
повышением температуры испытания прочностные характеристики сплава во всех исследованных состояниях снижаются, а пластичность возрастает.
При сравнительном исследовании температурной зависимости прочностных характеристик и величины 5 сплава ВТ22 было установлено, что скорости снижения прочностных характеристик и повышения пластичности в температурном интервале 293-823 К определяются в основном размером элементов структуры сплава. На рис. 8 представлены температурные зависимости значений а0.2 и величины 5 сплава в состояниях 1-3. (Температурная зависимость значений ав подобна температурной зависимости о0.2.) Видно, что уже при температурах 723-743 К значения о0.2 сплава в состоянии 2 на 30-20 % ниже соответствующих значений сплава в состоянии 3 и близки к соответствующим значениям сплава в состоянии 1 (рис. 8, а). Дальнейшее повышение температуры приводит к быстрому разупрочнению сплава в состоянии 2 и при температуре 823 К значения о0.2 сплава в состоянии 2 становятся в ~2.5 раза ниже соответствующих значений сплава
Таблица 3. Механические свойства сплава ВТ22 в различных структурных состояниях
Состояние Т, К о02 ± 15, МПа ов ± 15, МПа 5 ± 1, %
1 1155 1210 8
2 293 1644 1704 8
3 1600 1630 4
1 870 980 15
2 743 856 947 45
3 1176 1248 18
1 805 890 24
2 823 355 484 386
3 984 1010 42
Рис. 8. Температурная зависимость предела текучести (а) и деформации до разрушения (б) сплава ВТ22: 1 — состояние 1; 2 — состояние 2; 3 — состояние 3
в состояниях 1 и 3. Сплав в состоянии 3 сохраняет повышенные значения о0.2 по отношению к состоянию 1 во всем исследованном интервале температур. Кроме того, сплав в состоянии 3 демонстрирует более высокую стабильность прочностных характеристик в интервале повышенных температур (523-823 К) по сравнению со сплавом в состоянии 2 (рис. 8, а).
Наибольшая скорость роста величины 5 в температурном интервале 293-823 К соответствует сплаву в состоянии 2 (рис. 8, б). При температуре 723 К величина 5 сплава в состоянии 2 становится в ~3 раза, а при температуре 823 К — в 10-15 раз выше по сравнению со сплавом в состояниях 1 и 3. Такое повышение величины 5 (до ~368 %) свидетельствует о развитии в сплаве в состоянии 2 при температуре 823 К низкотемпературной сверхпластичности, основным механизмом которой является зернограничное скольжение [37]. Скорости роста величины 5 сплава в состояниях 1 и 3 при повышении до температуры 723 К близки. Дальнейшее повышение температуры приводит к существенному увеличению скорости роста вели-
чины 5 сплава в состоянии 3 по сравнению с состоянием 1. При температуре 823 К значение 5 сплава в состоянии 3 становится в ~1.8 раза больше соответствующего значения для состояния 1.
На рис. 9, а представлены кривые кратковременной ползучести сплава ВТ22 в состояниях 1-3 при температуре 743 К. При этой температуре значения о0.2 сплава в состояниях 1 и 2 различаются в пределах ошибки измерения (870 и 856 МПа соответственно). Значение о0.2 сплава в состоянии 3 при температуре 743 К в 1.3-1.4 раза выше по сравнению с состояниями 1 и 2 (табл. 3). На рис. 9, а видно, что при начальном напряжении 430 МПа (~0.5о0.2 сплава в состояниях 1 и 2) на кривой ползучести сплава в состоянии 2 наблюдается только ускоренная стадия ползучести. В то же время ползучесть сплава ВТ22 в состояниях 1 и 3 при указанном начальном напряжении используемым методом измерения не фиксируется.
Кривые зависимости скорости установившейся ползучести от начального напряжения в двойных логарифмических координатах для сплава ВТ22 в состояниях 1-3 при температуре 743 К
Рис. 9. Кривые ползучести (а) и зависимость скорости установившейся ползучести от начального напряжения в двойных логарифмических координатах (б) сплава ВТ22 при температуре 743 К
Таблица 4. Эффективная энергия активации ползучести сплава ВТ22 в различных структурных состояниях
Qc ± 20, кДж/моль Qc, кДж/моль Qgb, кДж/моль д5р, кДж/моль
Состояние 1 Состояние 2 Состояние 3 [39-41] [42] [43]
294 190 301 289-375 187-195 187,5
представлены на рис. 9, б. Видно, что значения скоростей установившейся ползучести в интервале 10-б-10-5 с-1 для сплава в состоянии 2 наблюдаются при начальных напряжениях (0.1-0.2)а0.2. В то же время аналогичные значения скоростей установившейся ползучести для сплава в состояниях 1 и 3 наблюдаются при начальных напряжениях (0.75-0.85)о0.2 [38]. Соотношение скоростей ползучести сплава в состояниях 1 и 3 зависит от величины начального напряжения. При низких начальных напряжениях (меньших 0.5а0.2 сплава в состоянии 3) скорости установившейся ползучести сплава в состоянии 3 ниже соответствующих значений для сплава в состоянии 1. В интервале более высоких начальных напряжений значения скоростей установившейся ползучести сплава ВТ22 в состоянии 3 практически совпадают с соответствующими значениями сплава в состоянии 1 (рис. 9, б).
На рис. 9, б видно, что зависимости скорости установившейся ползучести от начального напряжения в двойных логарифмических координатах для сплава ВТ22 в состояниях 1 и 2 имеют линейный характер. Следовательно, ползучесть сплава ВТ22 при используемых условиях испытания можно описать степенным законом ползучести [36]:
Q
в = Ла" ехр
ЯТ У
(4)
где в — скорость установившейся ползучести; " — показатель чувствительности к напряжению скорости установившейся ползучести; А — константа; Qc — эффективная энергия активации ползучести; Я — универсальная газовая постоянная; Т — абсолютная температура.
Из наклона кривых зависимости скорости установившейся ползучести от начального напряжения в двойных логарифмических координатах (рис. 9, б) следует, что значение показателя " для сплава ВТ22 в состоянии 1 равно 5.2. Это значение показателя " близко к значениям " = 4-5, которые характерны для ползучести титановых сплавов, осуществляемой в основном скольжением дислокаций [39-41]. Высокие значения показателя " для сплава в состоянии 3 (9.1) при напря-
жениях ниже 0.5о0.2 указывают на то, что при движении дислокации преодолевают препятствия переползанием [36]. Такими препятствиями в сплаве ВТ22 в состоянии 3 могут быть границы зерен с пониженной барьерной прочностью, сформированные в процессе радиально-сдвиговой прокатки, и наноразмерные частицы первичной а-фазы. Показатель " для сплава ВТ22 в состоянии 2 равен 2.3 (рис. 9, б). Такое значение показателя " характерно для ползучести металлических материалов, основным механизмом деформации которой является скольжение по границам зерен [24-26].
Кроме показателя " параметром, указывающим на основной механизм деформации при ползучести, является эффективная энергия активации ползучести Qc. Значение Qc близко к величине энергии активации объемной диффузии или к величине энергии активации диффузии по дислокационным трубкам, если деформация при ползучести осуществляется движением дислокаций [34]. В случае когда основным механизмом деформации в процессе ползучести является скольжение по границам зерен, величина Qc близка к величине энергии активации диффузии по границам зерен Qgb [34]. Значения Qc сплава ВТ22 в состояниях 1-3, определенные методом температурного скачка, представлены в табл. 4. Здесь же для сравнения приведены значения Qc других титановых сплавов, основным механизмом деформации которых является движение дислокаций, контролируемое объемной диффузией титана [39-41], а также значения Qgb титана [42] и энергии активации сверхпластической деформации Qsp титановых сплавов [43]. Из таблицы видно, что значения Qc сплава ВТ22 в состояниях 1 и 3 сравнимы по величине со значениями Qc для других сплавов титана, основным механизмом деформации которых является движение дислокаций, контролируемое объемной диффузией титана. Величина Qc сплава в состоянии 2 примерно в 1.5 раза меньше Qc сплава в состояниях 1 и 3 и сравнима со значениями Qgb титана и Qsp титановых сплавов. Значение Qc, близкое к значениям Qgb и Qsp, и величина показателя " (2.3) указывают на то, что основным механизмом деформации при ползучести сплава
ВТ22 в состоянии 2 является скольжение по границам зерен. Развитием скольжения по границам зерен обусловлены, по-видимому, и высокие значения деформации до разрушения при растяжении сплава ВТ22 в состоянии 2 при повышенных температурах.
Таким образом, проведенные исследования показали, что сплав в состоянии 3 демонстрирует более высокие стабильность прочностных характеристик и сопротивление ползучести в интервале температур испытания 293-823 К по сравнению со сплавом в состоянии 2.
4. Заключение
Исследовано влияние термомеханических обработок, включающих деформацию радиально-сдвиговой прокаткой или интенсивную пластическую деформацию сжатием со сменой оси деформации в (а + в)-области и последующее старение при температуре 773 К, на структурно-фазовое состояние, деформационное поведение и механические свойства промышленного титанового сплава переходного класса ВТ22 (Т1-5Л1-5Мо-5У-1Сг-1Ре).
В результате термомеханической обработки, сочетающей интенсивную пластическую деформацию и последующее старение, в крупнозернистом титановом сплаве ВТ22 формируется ультрамелкозернистая структура со средним размером элементов зеренно-субзеренной структуры 0.23 ± 2 мкм. Формирование ультрамелкозернистой структуры приводит к повышению прочностных характеристик сплава при комнатной температуре на ~40 % по сравнению с исходным крупнозернистым состоянием при одинаковой величине деформации до разрушения (~8 %). С ростом температуры испытания выше 523 К сплав с ультрамелкозернистой структурой быстро разупрочняется и проявляет низкое сопротивление ползучести. Значение показателя чувствительности к напряжению (2.3) и величина эффективной энергии активации ползучести (190 ± 20 кДж/моль) свидетельствуют о том, что существенный вклад в деформацию сплава ВТ22 с ультрамелкозернистой структурой при повышенных температурах вносит зернограничное скольжение.
Термомеханическая обработка, включающая радиально-сдвиговую прокатку и последующее старение, приводит к формированию в сплаве ВТ22 структуры, состоящей из в превращенных зерен с пластинчатой структурой и частиц пер-
вичной а-фазы. Сплав с такой структурой сохраняет повышенные на 40-20 % по сравнению с исходным крупнозернистым промышленным сплавом прочностные характеристики в температурном интервале 293-823 K. В условиях ползучести при температуре 743 K термомеханическая обработка, включающая радиально-сдвиговую прокатку и последующее старение, способствует повышению сопротивления ползучести сплава в интервале начальных напряжений ниже 0.5 от предела текучести. При этом высокие значения показателя чувствительности к напряжению (9.1) и энергии активации ползучести (301 ± 20 кДж/моль) указывают на то, что скорость ползучести контролируется преодолением дислокациями препятствий переползанием.
Финансирование
Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2021-0004.
Литература
1. Путырский С.В., Яковлев А.Л., Ночовная Н.А., Кро-хина В.А. Исследование влияния различных режимов термической обработки на свойства полуфабрикатов и сварных соединений из сплава ВТ22М // Авиационные материалы и технологии. - 2019. -№ 1(54). - С. 3-10. - https://doi.org/10.18577/2071-9140-2019-0-1-3-10
2. Li C, Zhang X.Y., Zhou K.C., Peng C.Q. Relationship between lamellar а evolution and flow behavior during isothermal deformation of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe near p titanium alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2012. -V. 558. - P. 668-674. - https://doi.org/10.1016/j.msea. 2012.08.074.
3. Демаков С.Л., Гадеев Д.В., Илларионов А.Г., Ива-сишин О.М. Влияние термической обработки на структуру и характер разрушения титанового сплава VST5553 // МиТОМ. - 2015. - № 8(722). - С. 2631.
4. Полянский В.М., Пучков Ю.А., Орлов М.Р., Напри-енко С.А., Лавров А.В. Влияние растягивающих напряжений на коррозионную стойкость титанового сплава ВТ22 в водном растворе NaCl // Материаловедение. - 2016. - № 7. - С. 13-19.
5. Huang J., Wang Z., Zhou J. Cyclic deformation response of P-annealed Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr alloy under compressive loading conditions // Metall. Mater. Trans. A. - 2011. - V. 42. - P. 2868-2880. - https:// doi.org/10.1007/s11661-011-0705-0
6. Naydenkin E.V., Mishin I.P., Ratochka I.V., Obo-rin V.A., BannikovM.V., Bilalov D.A., Naydenkin K.E.
Fatigue and fracture behavior of ultrafine-grained near P titanium alloy produced by radial shear rolling and subsequent aging // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. -V. 810. - P. 140968. - https://doi.org/10.1016/j.msea. 2021.140968
7. Lutjering G., Williams J.C. Titanium. - Berlin: Springer, 2007. - P. 283-336. - https://doi.org/10.1007/ 978-3-540-73036-1
8. Моисеев В.Н., Грибков Ю.А., Захаров Ю.И. Высокопрочные титановые сплавы в авиационных конструкциях // Авиационные материалы и технологии. - 2007. - № 1. - С. 46-51.
9. Колачев Б.А., Елисеев Ю.С., Братухин А.Г., Талала-ев В.Д. Титановые сплавы в конструкциях и производстве авиадвигателей и авиационно-космической техники / Под ред. А.Г. Братухина. - М.: Изд-во МАИ, 2001.
10. Яковлев А.Л., Ночовная Н.А., Путырский С.В., Кро-хина В.А. Перспективы применения высокопрочного титанового сплава ВТ22 и его модификаций // Титан. - 2018. - № 2(60). - С. 42-47.
11. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства: Справочник. - М.: ВИЛС-МАТИ, 2009.
12. Moiseev V.N., Sysoeva N.V., Ermolova M.I. Heat treatment of granular alloy type VT22 // Met. Sci. Heat Treatment. - 1996. - V. 38. - No. 1. - P. 42-45.
13. Козлова И.Р., Чудаков Е.В., Третьякова Н.В., Маркова Ю.М., Васильева Е.А. Влияние термической обработки на формирование структуры и уровень механических свойств высоколегированного титанового сплава // Вопросы материаловедения. -2019. - № 4(100). - С. 28-41. - https://doi.org/10. 22349/1994-6716-2019-100-4-28-41
14. Yilmazer H., Niinomi M., Nakai M., Cho K., Hieda J., Todaka Y., Miyazaki T. Mechanical properties of a medical P-type titanium alloy with specific microstructural evolution through high-pressure torsion // Mater. Sci. Eng. C. - 2013. - V. 33(5). - Р. 2499-2507. -https://doi.org/10.1016/j.msec.2013.01.056
15. Valiev R.Z., Estrin Y., Horita Z., Langdon T.G., Zehet-bauer M.J., Zhu Y.T. Fundamentals of superior properties in bulk nanoSPD materials // Mater. Res. Lett. -2016. - V. 4. - No. 1. - P. 1-21. - https://doi.org/10. 1080/21663831.2015.1060543
16. Grabovetskaya G.P., Mishin I.P., Stepanova E.N., Za-budchenko O.V., Ratochka I.V. Effect of the structural and phase state on the deformation behavior and mechanical properties of the ultrafine-grained titanium alloy (Ti-Al-V-Мо) at temperatures in the range of 293-973 K // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. - V. 800. -P. 140334. - https://doi.org/10.1016/j .msea.2020. 140334
17. Ratochka I.V., Naydenkin E.V., Lykova O.N., Mi-shin I.P. Influence of annealing on the structure and mechanical properties of ultrafine-grained VT22 titani-
um alloy // Russ. Phys. J. - 2019. - V. 62. - P. 13221329. - https://doi.org/10.1007/s11182-019-01850-5
18. Пат. SU396427A1. Способ термомеханической обработки а + в титановых сплавов / И.С. Полькин, О.В. Каспарова, М.Е. Заболотнов // Бюл. изобр. -1973. - № 36.
19. Wang H., Ge J., ZhangX., Chen C., Zhou K. Investigation of the dynamic recovery and recrystallization of near-в titanium alloy Ti-55511 during two-pass hot compression // Metals. - 2021. - V. 11(2). - P. 359. -https://doi.org/10.3390/met11020359
20. Илларионов А.Г., Корелин А.В., Попов А.А., Илларионова С.М., Елкина О.А. Формирование структуры, фазового состава и свойств в высокопрочном титановом сплаве при изотермической и термомеханической обработке // ФММ. - 2018. - Т. 119. -№ 8. - С. 827-835. - https://doi.org/10.1134/S001532 301808003X
21. Sheremetyev V., Kudryashova A., Cheverikin V., Koro-titskiy A., Galkin S., Prokoshkin S., Brailovski V. Hot radial shear rolling and rotary forging of metastable beta Ti-18Zr14Nb (at %) alloy for bone implants: Microstructure, texture and functional properties // J. Alloy. Compd. - 2019. - V. 800. - P. 320-326. - https:// doi.org/10.1016/j.jallcom.2019.06.041
22. Ahmed M., Savvakin D.G., Ivasishin O.M., Perelo-ma E.V. The effect of ageing on microstructure and mechanical properties of powder Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2014. -V. 605. - P. 89-97. - https://doi.org/10.1016/j.msea. 2014.03.030
23. Naydenkin E.V., Mishin I.P., Ratochka I.V., Lykova O.N., Manisheva A.I. Influence of radial shear rolling regimes on the homogeneity of structural-phase state, mechanical properties and fatigue of near в titanium alloy // Mater. Sci. Forum. - 2021. - V. 1016. -P. 1024-1030. - https://doi.org/10.4028/www.scienti fic.net/msf.1016.1024
24. Langdon T.G. Grain boundary sliding revisited: Developments in sliding over four decades // J. Mater. Sci. - 2006. - V. 41. - P. 597-609. - https://doi.org/ 10.1007/s10853-006-6476-0
25. GifkinsR.C. Grain-boundary sliding and its accommodation during creep and superplasticity // Metall. Trans. A. - 1976. - V. 7. - P. 1225-1232. - https:// doi.org/10.1007/BF02656607
26. Mukherjee A.K. The rate controlling mechanism in su-perplasticity // Mater. Sci. Eng. A. - 1971. - V. 8(2). -P. 83-89. - https://doi.org/10.1016/0025-5416(71) 90085-1
27. Motyka M., Sieniawski J., Ziaja W. Microstructural aspects of superplasticity in Ti-6Al-4V alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2014. - V. 599. - P. 57-63. - https:// doi.org/10.1016/j.msea.2014.01.067
28. Meier M.L., Lesuer D.R., Mukherjee A.K. а grain size and в volume fraction aspects of the superplasticity of
Ti-6Al-4V // Mater. Sci. Eng. A. - 1991. - V. 136. -P. 71-78. - https://doi.org/10.1016/0921-5093(91)904 42-P
29. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. - М.: Металлургия, 1987.
30. Watanabe Т., Yamada М., Karashima S., Shima S. Misorientation dependence of grain boundary sliding in <1010> tilt zinc bicrystals // Philos. Mag. A. -1979. - V. 40. - No. 5. - P. 667-683. - https:// doi.org/10.1080/01418617908234867
31. Шалимова А.В., Рогалина Н.А. Влияние разориен-тировок между соседними зернами на проскальзывание по границам // ФММ. - 1981. - Т. 51. -№ 5. - С. 1084-1086.
32. Пат. РФ № 2388566. Способ получения титановых сплавов с субмикрокристаллической структурой деформированием с обеспечением интенсивной пластической деформации / В.А. Винокуров, И.В. Раточка, Е.В. Найденкин, И.П. Мишин, Н.В. Роженцева // Бюл. изобр. - 2010. - № 13.
33. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. - М.: МИСИС, 2002.
34. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации. - Челябинск: Металлургия, 1989.
35. Малыхин Д.Г., Корнеева В.В. Определение плотности дислокаций по рентгеновскому анализу микроискажений в поликристаллических материалах // Вестник Харьковского университета. - 2010. -Т. 887. - № i. - С. 115-117.
36. Гарофало Ф. Законы ползучести и длительной прочности металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1968.
37. Ratochka I.V., Naydenkin E.V., Mishin I.P., Lyko-va O.N., Zabudchenko O.V. Low-temperature super-
plasticity of ultrafine-grained near p titanium alloy // J. Alloy. Compd. - 2022. - V. 891. - P. 161981. -https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2021.161981
38. Grabovetskaya G.P., Mishin I.P., Naydenkin E.V., Zabudchenko O.V., Stepanova E.N. Mechanical properties and creep of VT22 alloy after radial-shear rolling and subsequent aging // AIP Conf. Proc. - 2022. -V. 2509. - P. 020078. - https://doi.org/10.1063/5. 0084902
39. Kral P., Dvorak J., Zherebtsov S., Salishchev G., Kva-pilova M., Sklenicka V. Effect of severe plastic deformation on creep behavior of a Ti-6Al-4V alloy // J. Mater. Sci. - 2013. - V. 48. - Р. 4789-4795. - https:// doi.org/10.1007/s10853-013-7160-9
40. Guo Y., Tian J., Xiao S., Xu L., Chen Y. Elevated temperature performance and creep behavior of Y2O3 reinforced Ti-48Al-6Nb alloy at the brittle-ductile transition temperature // J. Alloy. Compd. - 2021. -V. 871. - P. 159497. - https://doi.org/10.1016/jjall com.2021.159497
41. Grabovetskaya G.P., Mishin I.P., Stepanova E.N., Za-budchenko O.V. Effect of structure and hydrogen on the short-term creep of titanium Ti-2.9Al-4.5V-4.8Mо alloy // Materials. - 2022. - V. 15(11). - P. 3905. -https://doi.org/10.3390/ma15113905
42. Herzig C., Wilger T., Przeorski T., Hisker F., Divin-ski S.V. Titanium tracer diffusion in grain boundaries of а-Ti, a2-Ti3Al, and y-TiAl and in а2/у interphase boundaries // Intermetallics. - 2001. - V. 9(5). - Р. 431442. - https://doi.org/10.1016/S0966-9795(01)00022-X
43. Новиков И.И., Портной В.К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. - М.: Металлургия, 1981.
Поступила в редакцию 08.06.2023 г., после доработки 04.09.2023 г., принята к публикации 08.11.2023 г.
Сведения об авторах
Грабовецкая Галина Петровна, д.ф.-м.н., снс, внс ИФПМ СО РАН, grabg@ispms.ru Мишин Иван Петрович, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, mip@ispms.ru Найденкин Евгений Владимирович, д.ф.-м.н., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, nev@ispms.ru Степанова Екатерина Николаевна, к.т.н., доц., доц. ТПУ, enstepanova@tpu.ru Раточка Илья Васильевич, к.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, ivr@ispms.ru Забудченко Ольга Вячеславовна, инж. ИФПМ СО РАН, 1eka1une@mai1.ru Лыкова Ольга Николаевна, вед. технолог ИФПМ СО РАН, 1on8@yandex.ru
